gh4169合金Inconel718高溫 NC19FeNb固溶時(shí)效

GH4169的熱處理分為三步：固溶+時(shí)效+雙時(shí)效

鎳基高溫合金是目前航空領(lǐng)域中應(yīng)用廣的合金材料之一，其中的gh4169合金因?yàn)槠渚哂休^高的強(qiáng)度和塑性，良好的耐腐蝕性和抗氧化性能，以及良好的疲勞性能，被廣泛應(yīng)用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤(pán)機(jī)匣、壓氣機(jī)盤(pán)和葉片等關(guān)鍵零件。

材料的性能和微觀組織的關(guān)系密不可分，微觀組織的細(xì)化能很大程度的提高材料的強(qiáng)度，疲勞性能等力學(xué)性能，組織均勻化分布能使得鍛件整體表現(xiàn)出均一化的材料屬性。所以，為了獲得高品質(zhì)的gh4169合金材料，需要通過(guò)調(diào)控微觀組織演變的方式來(lái)完成。目前，在鍛件的熱變形過(guò)程中，因?yàn)榕髁显跓崴苄宰冃沃械牟痪鶆蜃冃螘?huì)造成在不同應(yīng)變區(qū)域的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度不一致，導(dǎo)致鍛件各部位的組織不均勻，從而使得鍛件內(nèi)部在不同區(qū)域表現(xiàn)出不同差異性的材料性能。并且，鍛造過(guò)程中變形不均勻難以通過(guò)調(diào)整工藝參數(shù)解決。已有的改善鍛件組織混晶情況的工藝為在鍛造變形前進(jìn)行預(yù)時(shí)效析出delta相，通過(guò)delta相對(duì)組織再結(jié)晶行為的粒子激發(fā)形核作用和釘扎作用來(lái)調(diào)控組織再結(jié)晶行為，但仍然無(wú)法消除混晶不均勻組織。因此，對(duì)鍛件進(jìn)行熱處理控制組織的靜態(tài)及亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為，從而達(dá)到晶粒組織細(xì)化與均勻化的目的是一個(gè)新的思路。然而，目前尚未有有關(guān)如何在鍛造后通過(guò)熱處理實(shí)現(xiàn)固溶態(tài)鍛件不均勻組織均勻化和細(xì)化的成熟工藝。因此，急需發(fā)明一種經(jīng)濟(jì)高效的新方法，利用該方法既能有效地提高固溶態(tài)gh4169合金鍛造后組織細(xì)晶程度，又能明顯改善組織整體不均勻性。

固溶態(tài)gh4169合金鍛件混晶組織的方法的方法，該方法通過(guò)在高效的熱處理工藝路徑過(guò)程中調(diào)控?zé)崽幚砉に噮?shù)以控制組織的再結(jié)晶行為，從而顯著提高固溶態(tài)gh4169合金鍛件混晶組織均勻性及細(xì)化程度，解決了現(xiàn)有工藝沒(méi)有綜合考慮工藝路徑經(jīng)濟(jì)性與晶粒細(xì)化高效性的問(wèn)題。

本發(fā)明解決上述難題的方案是：

步驟1：對(duì)具有混晶組織的固溶態(tài)gh4169合金鍛件進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度控制在890～910℃，時(shí)效時(shí)間控制在9～24小時(shí)；

步驟2：對(duì)時(shí)效處理后鍛件進(jìn)行連續(xù)降溫退火處理，起始退火溫度控制在1000～1040℃，退火時(shí)間控制在10～30分鐘，終了退火溫度控制在950～990℃；

所述步驟1中的固溶態(tài)gh4169合金鍛件是指其鍛坯經(jīng)過(guò)固溶處理消除了δ相，其固溶處理的工藝條件可為：固溶溫度范圍為1020～1050℃，固溶時(shí)間為40～60分鐘；

所述步驟1中的具有混晶組織的固溶態(tài)gh4169合金鍛件的熱塑性成形工藝需滿(mǎn)足條件為：變形溫度控制在950-1010℃之間，等效應(yīng)變速率最小值需大于0.0018s-1，等效應(yīng)變最小值需大于0.2。

本發(fā)明的有益效果為：該方法充分利用了溫度、時(shí)間、位錯(cuò)能及δ相對(duì)鍛造后組織中靜態(tài)和亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的作用機(jī)制，在高效的熱處理工藝路徑下實(shí)現(xiàn)了gh4169合金鍛件不均勻晶粒組織的均勻化和細(xì)化，為gh4169合金鍛件整體結(jié)構(gòu)品質(zhì)的躍升提供了新方法。

其原理為：經(jīng)過(guò)第一次低溫時(shí)效退火處理，析出了大量第二相。在第二次高溫再結(jié)晶退火過(guò)程中，大量的第二相為再結(jié)晶提供了形核位點(diǎn)，同時(shí)其密集分布的形貌特征也能有效阻止鍛造變形過(guò)程中產(chǎn)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大。此外，高溫通過(guò)促進(jìn)原子的熱擴(kuò)散能有效促進(jìn)再結(jié)晶形核，再結(jié)晶長(zhǎng)大及delta相溶解。因此高溫退火處理下晶粒組織形核率增加的同時(shí)，晶粒的過(guò)快長(zhǎng)大也變得越發(fā)明顯，其長(zhǎng)大速率難以控制導(dǎo)致難以獲得均勻細(xì)小的晶粒組織。鑒于降低溫度能有效減緩再結(jié)晶速率且能少量析出δ相來(lái)控制晶粒組織的長(zhǎng)大行為，將保溫過(guò)程設(shè)計(jì)為連續(xù)降溫過(guò)程能有效協(xié)同控制溫度及δ相對(duì)組織再結(jié)晶行為的影響，使得整個(gè)晶粒組織變細(xì)小均勻。最終達(dá)到了細(xì)化鎳基合金鍛件晶粒并提高組織均勻性的目的。

具體實(shí)施方式

下面結(jié)合附圖和具體實(shí)施案例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。

本發(fā)明是一種經(jīng)濟(jì)高效細(xì)化gh4169合金鍛件組織的方法，下面所有實(shí)施例中均選用典型的工業(yè)用gh4169合金鍛坯為對(duì)象。

實(shí)施例1

步驟1：將gh4169合金鍛坯進(jìn)行固溶處理，固溶溫度為1040±5℃，固溶時(shí)間為45分鐘，然后淬火，淬火介質(zhì)為室溫水；

步驟2：對(duì)固溶處理后的gh4169合金加熱到950℃保溫，保溫至鍛坯溫度均勻后，以0.1s-1的應(yīng)變速率對(duì)合金施加變形，在變形量達(dá)到50％時(shí)終止，其心部區(qū)域等效應(yīng)變范圍為0.77-0.90，邊緣區(qū)域等效應(yīng)變范圍為0.22-0.34；gh4169合金鍛坯經(jīng)步驟1、2的固溶鍛造工藝及鍛造后的組織分別如圖1與圖2所示；

步驟3：對(duì)步驟2獲得的鍛件進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度為900±5℃，時(shí)效時(shí)間為12小時(shí)，然后淬火，淬火介質(zhì)為室溫水；

步驟4：對(duì)時(shí)效處理后gh4169鍛件進(jìn)行退火處理，退火溫度為990±5℃，保溫時(shí)間為60分鐘，然后淬火，淬火介質(zhì)為室溫水；實(shí)施步驟3～4的工藝路線(xiàn)如圖3所示，經(jīng)過(guò)熱處理后的組織如圖4所示；

對(duì)gh4169合金熱處理工藝前后進(jìn)行ebsd觀察，結(jié)果如圖2、圖4所示。圖2所示為鍛造后原始鍛件心部組織，組織形貌表現(xiàn)為沿變形拉長(zhǎng)方向的粗大扁長(zhǎng)狀晶粒，在原始大晶界周?chē)植加猩倭康膭?dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，組織以原始大晶粒為主，該變形混晶組織的平均晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)為34.84μm。而在圖4中組織發(fā)生了完再結(jié)晶行為，消除了鍛件的變形混晶組織，晶粒在delta相釘扎作用的影響下細(xì)小且分布均勻。此時(shí)其晶粒組織細(xì)晶程度等級(jí)達(dá)到了astm9級(jí)，經(jīng)統(tǒng)計(jì)其晶粒尺寸為此時(shí)的平均晶粒尺寸經(jīng)統(tǒng)計(jì)為16.67μm。上述實(shí)驗(yàn)方案說(shuō)明通過(guò)對(duì)變形后鍛件進(jìn)行先時(shí)效析出delta相后進(jìn)行再結(jié)晶退火的兩階段退火處理可以均勻細(xì)化晶粒。其原理是利用退火過(guò)程中的再結(jié)晶和第二相的釘扎作用之間的協(xié)同作用來(lái)細(xì)化晶粒。本方法相比其他通過(guò)將合金坯料在高溫下多次鍛造來(lái)達(dá)到提升鍛件組織均勻性的方法，具有操作簡(jiǎn)便，效率高，成本低，易于實(shí)施且可極大的降低對(duì)鍛造工藝的要求等優(yōu)勢(shì)。

實(shí)施例2

步驟1：將gh4169合金鍛坯進(jìn)行固溶處理，固溶溫度為1040±5℃，固溶時(shí)間為45分鐘，然后淬火，淬火介質(zhì)為室溫水；

步驟2：對(duì)固溶處理后的gh4169合金加熱到950℃保溫，保溫至鍛坯溫度均勻后，以0.1s-1的應(yīng)變速率對(duì)合金施加變形，在變形量達(dá)到50％時(shí)終止，其心部區(qū)域等效應(yīng)變范圍為0.77-0.90，邊緣區(qū)域等效應(yīng)變范圍為0.22-0.34；

步驟3：對(duì)步驟2獲得的鍛件進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度為900±5℃，時(shí)效時(shí)間為12小時(shí)，然后淬火，淬火介質(zhì)為室溫水；

步驟4：對(duì)時(shí)效處理后gh4169鍛件進(jìn)行連續(xù)降溫退火處理，退火起始溫度為1020±5℃，退火總時(shí)間為20分鐘，退火終了溫度為970±5℃，然后淬火，淬火介質(zhì)為室溫水；實(shí)施步驟3～4的工藝路線(xiàn)如圖5所示，經(jīng)過(guò)熱處理后的組織如圖6所示；

對(duì)gh4169合金熱處理工藝前后進(jìn)行ebsd觀察，經(jīng)過(guò)特殊工藝處理后的圖6中的組織發(fā)生了完再結(jié)晶行為，消除了鍛件的變形混晶組織，晶粒在δ相釘扎作用的影響下細(xì)小且分布均勻。此時(shí)其晶粒組織細(xì)晶程度等級(jí)達(dá)到了astm11級(jí)，經(jīng)統(tǒng)計(jì)其平均晶粒尺寸為9.00μm。通過(guò)對(duì)比圖2，圖4和圖6可知，本發(fā)明的方法可以在更少的保溫時(shí)間下發(fā)生完再結(jié)晶行為以消除原始混晶，并且其獲得的晶粒組織更加細(xì)小且均勻。本方法充分利用高溫促進(jìn)再結(jié)晶形核，低溫放緩再結(jié)晶長(zhǎng)大速率及δ相對(duì)再結(jié)晶行為的協(xié)同作用來(lái)均勻細(xì)化晶粒。相比通過(guò)實(shí)施例1中兩階段保溫?zé)崽幚淼木鶆蚣?xì)化方法有成本低，效率高，晶粒均勻細(xì)化效果好等優(yōu)勢(shì)。對(duì)比實(shí)施例1及實(shí)施例2證明了本發(fā)明提出的方法具有顯著的*性。

GH4169沉淀硬化型高溫合金

技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)

GJB 1952-1994《航空用高溫合金冷軋薄板規(guī)范》

GJB 2297-1995《航空用高溫合金冷拔（軋）無(wú)縫管規(guī)范》

GJB 2612-1996《航空用高溫合金冷拉絲材規(guī)范》

GJB 3020-1997《航空用高溫合金環(huán)坯規(guī)范》

GJB 3317-1998《航空用高溫合金熱軋板規(guī)范》

GJB 3318-1998《航空用高溫合金冷軋帶材規(guī)范》

GJB 3165-1998《航空承力件用高溫合金熱軋和鍛制棒材規(guī)范》

GJB 3167-1998《冷鐓用高溫合金冷拉絲材規(guī)范》

GB/T 15062-1994 《一般用高溫合金管》

GH4169特性及應(yīng)用領(lǐng)域概述：

該合金在-253～700℃溫度范圍內(nèi)具有良好的綜合性能,650℃以下的屈服強(qiáng)度居變形高溫合金,并具有良好的抗疲勞、抗輻射、抗氧化、耐腐蝕性能,以及良好的加工性能、焊接性能良好。能夠制造各種形狀復(fù)雜的零部件，在宇航、核能、石油工業(yè)及擠壓模具中，在上述溫度范圍內(nèi)獲得了極為廣泛的應(yīng)用。

GH4169相近牌號(hào)：

Inconel 718、UNS NO7718(美國(guó))、NC19FeNb(法國(guó))、W.Nr.2.4668(德國(guó))

GH4169 金相組織結(jié)構(gòu)：

該合金標(biāo)準(zhǔn)熱處理狀態(tài)的組織由γ基體γ'、γ'、δ、NbC相組成。

GH4169工藝性能與要求：

1、因GH4169合金中鈮含量高,合金中的鈮偏析程度與治金工藝直接有關(guān)。

2、為避免鋼錠中的元素偏析過(guò)重，采用的鋼錠直徑不大于508mm。

3、經(jīng)均勻化處理的合金具有良好的熱加工性能，鋼錠的開(kāi)坯加熱溫度不得超過(guò)1120℃。

4、該合金的晶粒度平均尺寸與鍛件的變形程度、終鍛溫度密切相關(guān)。

5、合金具有滿(mǎn)意的焊接性能，可用氬弧焊、電子束焊、縫焊、點(diǎn)焊等方法進(jìn)行焊接。

GH4169熱處理制度

       合金具有不同的熱處理制度，以控制晶粒度、控制δ相形貌、分布和數(shù)量，從而獲得不同級(jí)別的力學(xué)性能。合金的熱處理制度分3類(lèi)：

①: （1010～1065)±10℃保溫1h，油冷、空冷或水冷+ 720±5℃保溫8h，以50℃/h爐冷至620±5℃保溫8h，空冷。

經(jīng)此制度處理的材料晶粒粗化，晶界和晶內(nèi)均無(wú)δ相，存在缺口敏感性，但對(duì)提高沖擊性能和抗低溫氫脆有利。

②:（950～980）±10℃保溫1h，油冷、空冷或水冷+ 720±5℃保溫8h，以50℃/h爐冷至620±5℃保溫8h，空冷。

經(jīng)此制度處理的材料晶界有δ相，有利于消除缺口敏感性，是熱處理制度，也稱(chēng)為標(biāo)準(zhǔn)熱處理制度。標(biāo)準(zhǔn)熱處理后室溫硬度為346～450HBS。

③: 720±5℃保溫8h，以50℃/h爐冷至620±5℃保溫8h，空冷。

按此制度處理后，材料中的δ相較少，能提高材料的強(qiáng)度和沖擊性能。該制度也稱(chēng)為直接時(shí)效熱處理制度。

4、相變溫度

       γ"相是該合金的主要強(qiáng)化相，其最高穩(wěn)定溫度是650℃，開(kāi)始固熔溫度為840～870℃，完固熔溫度是950℃，Y'相也是該合金的強(qiáng)化相，但數(shù)量少于Y"相，其析出溫度是600℃，完熔解溫度840℃；δ相的開(kāi)始析出溫度是700℃，析出最高溫度是940℃，980℃開(kāi)始熔解，完熔解溫度是1020℃。

5、合金組織

       合金標(biāo)準(zhǔn)熱處理狀態(tài)的組織由γ基體、γ'、γ"、δ、NbC相組成。γ"（Ni3Nb）相是主要強(qiáng)化相，為體心四方有序結(jié)構(gòu)的亞穩(wěn)定相，呈圓盤(pán)狀在基體中彌散共格析出，在長(zhǎng)期時(shí)效或長(zhǎng)期應(yīng)用期間，有向δ相轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)，使強(qiáng)度下降。γ' （Ni3（Al、Ti））相的數(shù)量次于γ"相，呈球狀彌散析出，對(duì)合金起一部分強(qiáng)化作用。δ相主要在晶界析出，其形貌與鍛造期間的終鍛溫度相關(guān)，終鍛溫度在900℃，形成針狀，在晶界和晶內(nèi)析出；終鍛溫度達(dá)930℃，δ相呈顆粒狀，均勻分布；終鍛溫度達(dá)950℃，δ相呈短棒狀，分布于晶界為主；終鍛溫度達(dá)980℃，在晶界析出少量針狀δ相，鍛件出現(xiàn)持久缺口敏感性。終鍛溫度達(dá)到1020℃或更高，鍛件中無(wú)δ相析出，晶粒隨之粗化，鍛件有持久缺口敏感性。鍛造過(guò)程中，δ相在晶界析出，能起到釘扎作用，阻礙晶粒粗化。 

GH4169主要規(guī)格：

GH4169鋼板、GH4169鋼帶、GH4169圓鋼、GH4169無(wú)縫管、GH4169焊管、GH4169鍛件、GH4169法蘭、GH4169圓環(huán)、GH4169鍛環(huán)、GH4169直條、GH4169絲材及配套焊材、GH4169圓餅、GH4169扁鋼、GH4169六角棒、GH4169大小頭、GH4169彎頭、GH4169三通、GH4169加工件、GH4169螺栓螺母、GH4169緊固件